【正文】 參考文獻[1] J. R. Stephens, Mater. Res. Soc. Symp. Proc. 39 (1985) 381.[2] A. Ball, . Smallman, Acta Met. 14 (1966) 1517.[3] W. Lo ser, G. Vaerst, et al., Phys. Stat. Sol. (a) 160 (1997) 499.[4] . Liu, . Horton Jr., Mater. Sci. Eng. A192/193 (1995) 170–178.[5] A. Taylor, . Doyle, J. Appl. Crystallogr. 5 (1972) 201.[6] J. Jung, M. Rudy, G .Sauthoff, Mat. Res. Soc. Symp. 81 (1987) 263.[7] T. S. Rong, I. P. Jones, . Smallman, Acta Mater. 46 (1998) 4507.附 錄B 英文材料1。3. 蠕變速率受位錯滑移的影響。2．NiAl金屬蠕變速率與組成物緊密相連。在立方體中位錯滑移是初級蠕變的主要原因而且是主要的特點。所有的蠕變曲線呈現(xiàn)兩個部分：正常的初級蠕變，其中隨著壓力越來越大蠕變率不斷減少；第二階段，顯示了穩(wěn)定狀態(tài)。多晶NiAl相進行了單軸的壓縮蠕變試驗，是為了了解影響NiAl金屬蠕變強的因素。亞晶粒的形成似乎和時間和應變有關，因為NiAl(Fe)合金試樣在96 h比NiAl合金試樣在96 h形成的亞晶粒少。NiAl(Fe)合金中顯示高濃度的菱柱循環(huán)區(qū)域可能是通過滑移機制形成的，是由于在NiAl (Fe)合金擴散比在NiAl合金中擴散的慢。滑移面為什么會從{100}改變成{100}和{110}的混合面還沒有完全弄清楚，但是這可能是由于滑移需要更大的應變的原因。向NiAl合金中加入Fe元素降低整體的蠕變應變，更顯著的是減小了穩(wěn)態(tài)的蠕變速率。由于溫度是升高的，攀爬和滑移是交錯的，在最高溫度（對于這個模型）應變能夠通過位錯滑移直接獲得。位錯滑移形成不同的狀態(tài)取決于溫度、壓力狀態(tài)（高溫等同于低壓力）。位錯網(wǎng)和亞晶界的觀察通常作用來解釋擴散控制變形。在NiAl和 NiAlFe合金的100 和111 晶向族都沒有發(fā)現(xiàn)超位錯。在初級的蠕變區(qū)域里位錯相互作用的增加導致蠕變率的減少。{110}和 {001}滑移面也能觀察到。在這兩種情況下決定了滑移系為100{010}。在這個蠕變等級水平下的應變能很好的轉(zhuǎn)變?yōu)楹苌傥诲e但可以觀察得到的亞晶粒。對于兩種材料100{010}的滑移仍然在進行，此外100{011}方向的滑移也可以觀察得到。NiAl(Fe)合金試樣在750 ℃、96 h發(fā)生具有長螺絲狀位移的滑移，顯示出許多特點。圖3(a)顯示的是NiAl(Fe)合金在4 h后的顯微結(jié)構，圖3(b–c)為96 h之后，圖3(d)是400 h之后。C、壓力75 Mpa。 mm。正如在圖1中顯示，400 h時NiAl(Fe)的蠕變對應的是NiAl 96 h的蠕變 (8 %)。NiAl(Fe)合金的蠕變速率近似接近于一個數(shù)量級，低于NiAl合金在900 ℃的蠕變速率。初級蠕變區(qū)域發(fā)生在一個小的時間間隔內(nèi)說明了應變小的原因，然而穩(wěn)態(tài)的蠕變持續(xù)了很長時間，導致其張力較大，至少在NiAl合金中是這樣的。在溫度750 ℃、壓力75 MPa和溫度 900 ℃、壓力35 MPa進行蠕變試驗且結(jié)果在圖1中顯示。在淬火產(chǎn)生微結(jié)構的試樣蠕變試驗。通過線切割從鈕扣錠上切得448 mm大小的試樣，然后在溫度為1200 ℃的氬氣中固溶處理48 h。2．實驗實際上NiAl合金和Ni40Al50Fe10合金的配比在感應爐中是固定的，因為鐵可以完全的溶解在NiAl單相合金中。當前的工作目標是重新檢驗多晶和單晶胞形式的三元NiAl合金的高溫蠕變性能，通過電子顯微鏡觀察與機械性能有關的顯微結(jié)構。同時在向NiAl單晶胞和多晶材料中添加鐵和鉬也取得了成功。在最近幾年里，通過添加少量的第三相粒子來提高幾種金屬間化合物的低溫塑性。然而，像大多數(shù)金屬間化合物一樣，它的室溫塑性較低，這與NiAl合金沒有足夠的獨立變形模型來滿足多晶體塑性的馮米賽斯準則有關。NiAl合金中的Ni擁有CsCl (B2)一樣的結(jié)構，Al原子單獨的貫穿于簡單立方晶格各點。 2002 Elsevier Science 。100晶相族方向的位移矢量在兩個晶面上起作用，主要的影響是在{001}晶面的主要區(qū)域，還有{011}的平穩(wěn)區(qū)域。Sons, 1994, 36(2): 5358[10] 盛立遠, 郭建亭, 田玉新, 等. 強磁場處理對NiAlCr(Mo)[J]. 金屬學報, 2008, 44(5)[11] 徐春梅, 郭建亭, 楊福寶. NiAl28Cr5Mo1Hf合金的高溫氧化行為研究[J]. 金屬學報. 2001: 857 860[12] Doarlia R. NiAl alloys for hightemperature structural [J]. 1991, 43: 4449[13] Rozner A G, Wasilewski R J. Tensile properties of NiAl and NiT. J Inst Met, 1966, 94: 169175.[14] George E P, Liu C T. Brittle fracture and grain boundary chemistry of microalloyed NiAl. J Mater, Res, 1990, 5: 754762[15] Rozner A G, Wasilewski R J. Tensile properties of NiAl and NiTi. J Inst Met, 1966, 94: 169175.[16] George E P, Liu C T. Brittle fracture and grain boundary chemistry of microalloyed NiAl. J Mater, Res, 1990, 5: 754762[17] Misro A, Kim J T, Gibala R. Room Temperature Deformation Behavior of Directionally Solidified B2 (NiAl Fe Al)Intermetallic Alloy [J]. , 1997, A28: 135[18] Darolia R. NiAl alloys for hightemperature Structural applications. JOM, 1991, 43: 4449[19] Chen R S, Guo J T, Zhou W L, Zhou T Y, Brittletoductile Transition of a Multiphase Intermetallic Alloys based on System [J]. Phy. Rev, 1991, B43: 6446[20] Darolia R. NiAl alloys for hightemperature Structural applications. JOM, 1991, 43: 4449附 錄A 譯文第三組元Fe對NiAl合金蠕變行為的影響摘要對多晶NiAl合金的恒荷載蠕變試驗是在750900 ℃溫度范圍內(nèi)和3575 MPa壓力范圍內(nèi)進行的。經(jīng)1250℃均勻化熱處理后的吸鑄合金組織與鑄態(tài)相比基本一致?？梢钥闯鐾煞值脑摵辖鸾?jīng)均勻化熱處理后的洛氏硬度值低于鑄態(tài)合金的洛氏硬度值。2. NiAlCr(Mo)Nb合金經(jīng)1250℃均勻化熱處理后，與同成分的該合金相比，整體的組織形狀基本一致仍呈樹枝晶狀，晶胞為菊花狀。NiAlCr(Mo)，隨著Nb含量的增加，菊花中心逐漸分散，共晶胞有粗大的趨勢。同樣，經(jīng)均勻化熱處理的硬度值明顯低于鑄態(tài)合金的硬度值。將兩個表對比后可發(fā)現(xiàn)，同Nb含量的NiAlCr(Mo)Nb合金的洛氏硬度值，經(jīng)均勻化熱處理后的該合金的硬度值明顯低于鑄態(tài)該合金的硬度值。圖319與圖3312相比較可得，菊花中心部分更加分散，但三者組織的形狀基本一樣。圖318與圖3311相比較可得，菊花中心較分散，但三者的組織的基本形狀都沒有改變。NiAl NbMoCr 圖316 Nb合金鑄態(tài)的面掃圖 如圖317所示，圖a為顯微組織圖，圖b為圖a的整個視場的平均成分圖。Nb元素分布在Cr(Mo)相中，且Cr(Mo)相的胞界處更多。ba 圖315 如圖316所示，圖(a)為該合金的面描圖，(b)為該合金中Al元素的分布，（c）為Ni元素的分布，（d）為Cr元素的分布，（e）為Mo元素的分布，（f）為Nb元素的分布。ba 圖314 Nb合金的鑄態(tài)顯微組織圖315 (a)、(b)為NiAlCr(Mo)，如圖所示，圖315與圖3圖38比較可得，菊花狀胞晶也變大，第二相顆粒也明顯增多。ba 圖312 Nb合金的熱處理掃描顯微組織 圖313為NiAlCr(Mo) Nb均勻化熱處理吸鑄合金的顯